激光增材制造Inconel 718高温合金的研究进展

引言

激光增材制造（Laseradditivemanufacturing，Lam），又称为激光3d打印，是一种快速发展的先进制造技术。它利用计算机辅助设计cad软件对目标产品进行建模并分层，控制高能量激光运动轨迹，同时将粉末等金属或合金原材料进行快速熔凝，通过逐点扫描⁃逐线重叠⁃逐层累加的方式，最终获得三维立体目标产品［1］。Lam技术具有以下优点［2］：（1）能够制备传统工艺很难或者无法制备的复杂产品；（2）在小批量产品制备方面有较大优势；（3）能够提高材料利用率，降低成本；（4）能够制备功能梯度材料。

激光增材制造一般分为同轴送粉工艺和铺粉两种工艺。其中，激光立体成形（LasersoLidforming，Lsf）作为最典型的一种同轴送粉工艺，在激光扫描过程中，送粉器与激光束焦点同轴固定，保证粉末输送至激光的焦点位置，如图1a所示。Lsf技术成形效率较高，在制备大尺寸零件上应用较为广泛［3］。激光选区熔化（seLectiveLasermeLting，sLm）是一种典型的粉末床激光增材制造技术，首先用刮板将粉末均匀地铺展在基板上，然后根据规划好的路径控制激光将粉末选择性熔化，成型完当前层的形状后，用刮板继续在当前层之上铺粉，如此往复循环最终获得立体零件［4］，如图1ｂ所示。由于需要预置粉末，sLm比Lsf成型效率低，但由于所用激光束斑和粉末尺寸更小，最终得到的零件表面质量好、精度更高，因此适用于高精度零件的增材制造［5］。

现阶段，Lam技术已经广泛应用于航空航天领域，尤其在航空发动机中高温合金结构件的快速制造和修复方面具有不可替代的作用。inconeL718高温合金具有优异的蠕变强度和疲劳强度，较高的屈服强度、抗拉强度以及断裂强度，良好的耐热腐蚀性能和焊接性。其可用来制备发动机转子、机翼、支撑结构和压力容器等，使用比重可达航空发动机总重量的30％以上［6］。随着航空技术的快速发展，利用Lam制造inconeL718复杂结构零部件的需求日益增长［7］。

调研发现，inconeL718高温合金是目前应用Lam技术最多的合金之一。图2展示了2012—2019年间Webofscience收录的采用Lam技术制备inconeL718高温合金的sci论文数量。可以看出，论文数量呈现逐年递增的趋势，说明激光增材制造inconeL718高温合金受到了越来越广泛的关注。因此，本文对Lam技术制备inconeL718高温合金的显微组织结构和力学性能等方面的研究进展进行了综述。

1、inconeL718高温合金的成分与相结构

inconeL718是一种镍基高温合金，传统铸锻制备的in⁃coneL718高温合金的典型成分如表1所示［８］。

散光增材制造inconeL718合金粉末的原材料一般采用气雾化（gasatomiｚation，ga）或等离子体旋转电极（PLasma⁃rotatingeLectrodeProcess，PreP）两种方法来制备，表2列举了不同文献报道的inconeL718合金粉末的加工方式及合金成分。由表2可知，粉末成分均与表1中传统铸锻inconeL718高温合金的成分范围一致。考虑到在Lam过程中，激光能量密度大，瞬时温度超过2500Ｋ，可能导致部分元素挥发（尤其是aL等），引起合金成分变化。李珠玲［9］对sLm制备的inconeL718合金主要元素的挥发情况进行了研究，发现cr、ni、fe的挥发速率依次降低，当温度达到2100Ｋ后，cr元素的挥发速率开始增加。但是JuiLLet等［10］发现采用Lam制备的inconeL718合金成分与传统铸锻的inconeL718合金成分非常接近。总体而言，Lam过程中的元素成分变化情况，以及成分对材料的相组成、组织结构与力学性能的影响尚未引起人们的广泛关注，目前激光增材制造inconeL718合金所采用的粉末成分均为其传统铸锻合金成分，尽管在Lam过程中存在少量合金元素的损耗，但最终成分都在其典型成分（表1）范围内。此外，Lam制备的inconeL718合金的抗拉强度和屈服强度介于传统铸锻合金之间（详见3.1节），说明在Lam成型工艺中采用传统铸锻合金成分的inconeL粉末是可行的。

由于合金元素种类多，inconeL718高温合金中的相结构比较复杂，其种类和形貌与加工方式密切相关。inconeL718合金基底相为面心立方（face⁃centeredcuｂic，fcc）结构的γ相，为ni的固溶体，富含mo、co、cr和fe等元素。inconeL718合金中的强化相有两种，即体心四方（Ｂodｙ⁃centeredtetragonaL，Ｂct）结构的γ″⁃ni3（nｂ，ti，aL）相和简单立方结构的γ′⁃ni3（ti，aL）相。其中γ″相为主要强化相，γ′相的强化作用远小于γ″相，这是因为γ′相的体积分数只有γ″相的1/4左右［16］。一般地，γ″和γ′强化相与γ基底之间存在严格的立方⁃立方取向关系（cuｂe⁃on⁃cuｂeorientationreLationsｈiP）［17］，即（001）γ″/γ′∥（001）γ，且［001］γ″/γ′∥［001］γ。同时，inconeL718合金中还存在一些拓扑密堆（toPoLogicaLLｙcLose⁃Pacｋed，tcP）相，如δ相和Laves相［1８］等。δ相与γ″相成分相同，但为正交结构；尽管在热力学上，δ相比γ″相稳定，但δ相的形成会导致γ″相含量的降低，对inconeL718合金强度产生不利影响，因此应尽量避免δ相的形成［1８⁃19］。Laves相硬而脆，在受力时容易开裂或在Laves相/基底界面处萌生裂纹，导致合金韧性降低。由于tcP相一般都为低熔点相，偏聚在枝晶间或晶界处，在Lam过程中容易产生液化裂纹（Liｑuationcracｋing），对焊接性能不利［20］。此外，inconeL718合金中还存在一些碳化物，碳化物以mc型（nｂc结构）为主，m一般代表多种元素的混合物。mc碳化物可在凝固过程中直接产生，即一次（Primarｙ）mc碳化物，但与基底没有明显的取向关系；mc碳化物也可在热处理过程中沿晶界析出，即二次（secondarｙ）mc碳化物，这种碳化物与基底满足立方⁃立方取向关系［21］。以上相结构的晶体结构信息、成分和取向关系均总结于表3中［16，21⁃22］。

2、激光增材制造inconeL718高温合金的跨尺度组织结构

Lam成型过程可以看作多个小熔池重复累加的过程，而熔池温度场决定了熔池的凝固特性，最终使Lam得到的组织结构（如：熔合线、晶界、小角晶界、枝晶/胞晶、元素偏析、位错、析出相等）呈现出跨尺度分级结构（ＨierarcｈicaLLｙｈete⁃rogeneousstructure），如图3所示，这种结构会对合金的力学性能产生显著影响［23］。

2.1凝固组织

Lam的合金组织形貌主要由温度梯度g、凝固速率r和过冷度Dt控制。随着温度梯度的降低和凝固速率的增加，过冷度逐渐增加，凝固组织的形貌会依次呈现出平面晶、胞晶、枝晶和等轴晶。g/r决定了凝固组织的形貌，而g×r（即冷却速率）决定了凝固组织的尺寸［27］。由于基板相当于一个吸热装置，与基板接触的沉积层底部（即沉积层第一层）的温度梯度最高，因此在沉积层与基板界面附近往往存在一个厚度为几到几十微米的平面晶区，接着出现胞晶和枝晶［2８］。

由于熔池温度场分布的不均匀性，胞晶和枝晶组织可能同时存在一个熔池中，如图4a所示；凝固组织中胞晶和枝晶的相对含量也通过改变激光能量密度来调控（图4ｂ）［29］。由于存在优先生长晶向（〈001〉方向），胞晶和枝晶容易沿着最接近热流方向的某个〈001〉方向快速生长，形成柱状（coLumnar）胞晶/枝晶组织。随着沉积层高度的逐渐增加，基底散热效率逐渐降低，且在热积累效应的影响下，温度梯度g逐渐减小而凝固速率r逐渐增加，过冷度Dt也逐渐增大，在沉积层顶部容易形成等轴晶（eｑuiaｘed）［30］，如图4c所示。为了进一步优化工艺参数，研究者提出了凝固组织图（soLidificationmicrostructuremaP）的概念，图4d为deｈoff等［31］获得的inconeL718的凝固组织图。由于inconeL718为多晶高温合金，为了消除各向异性，应在等轴晶区选取其工艺参数。

Lam是一个快速凝固的非平衡过程，冷却速率一般高达10³～10⁴Ｋ/s，比传统的铸造工艺（100～102Ｋ/s）高2—4个数量级，使得Lam合金的凝固组织更加细小。需要强调的是，高冷却速率会严重抑制枝晶二次枝晶臂的发展，但往往很难明确区分枝晶和胞晶，因此常常将其统称为胞状组织（ceLLu⁃Larstructure）［32］。对于枝晶，其尺寸可以通过一次枝晶臂间距来衡量；而对于胞晶，其尺寸可以采用相邻两个胞晶中心之间的距离（胞晶间距）来衡量。大量研究表明，一次枝晶臂间距或胞晶间距（λ）与冷却速率（ε）或凝固时间（t）之间满足如下经验公式［2，33］：

式中：a、ｂ和n是与材料相关的常数。

由于粗大胞晶/枝晶的比表面积较小，当冷却速率减小或凝固时间延长时，胞晶/枝晶的尺寸逐渐增大，同时熔融合金的总表面能降低。在Lam层层堆积过程中，冷却速率随着沉积层的增加而降低，导致沉积层不同高度处的凝固组织尺寸产生差异。

Liu等［34］研究采用Lsf技术制备的inconeL718合金时发现，沉积层底部、中部以及顶部的λ值分别为11.5μm、17.5μm以及3８μm。另外，Lam过程中的工艺参数（如激光束斑尺寸、扫描速率、激光功率等）会对沉积层的组织形貌产生显著影响。肖辉［33］发现，在恒定扫描速率下，当激光功率增加时，λ会增大；而同时增加激光功率与扫描速率时，λ又会减小。为了描述工艺参数对λ的影响规律，定义激光能量密度为［35］：

式中：ρ为激光能量密度，J/mm2；P为激光功率，Ｗ；d为激光束斑尺寸，mm；v为扫描速率，mm/s。

表4［7⁃８，11，33⁃34，36］和图5分别列举了不同研究人员使用的激光能量密度和获得的inconeL718高温合金中的胞晶/枝晶尺寸。可以看到，随着激光能量密度的增加，胞晶/枝晶尺寸也增加，且基本上呈线性关系。

2.2析出相

在Lam快速凝固过程中，γ枝晶干最先形成，同时分配系数Ｋ＜1的溶质元素（如nｂ、ti、c、Ｂ等）不断被排挤至枝晶间液相中，产生成分过冷和枝晶偏析，因此枝晶间的区域往往会产生大量低熔点共晶相。一般地，如图6a所示，首先发生共晶反应L→γ＋nｂc（～1250℃），形成富nｂ的一次碳化物mc并消耗液相中大量的nｂ、ti、c等元素［22］。随着γ枝晶的不断形成，枝晶间剩余液相中的nｂ元素继续富集，并在凝固的最后阶段发生L→γ＋Laves共晶反应，导致大量的γ/Laves共晶生成（图6ｂ）。在Lam多层沉积过程中，每一沉积层都会经历一系列剧烈加热和冷却的短时热循环，这些复杂的热循环对底部沉积层产生瞬态热处理效应，使枝晶间共晶产物进一步发生固态相变，析出δ相以及碳化物等（图6c）［22］。cｈen等［3８］发现，随着沉积层高度的增加，γ/Laves共晶发生重熔，使得产生Laves相的低熔点液体体积增加，最终导致枝晶间Laves相的含量也逐渐增加。此外，共晶产物在热循环过程中发生溶解使nｂ元素再分配，进一步影响γ″相的形貌和分布。tian等［37］采用Lsf技术制备inconeL718合金时发现：第一层沉积层主要由γ枝晶和枝晶间富nｂ共晶产物组成；在沉积第二层时，第一层内的低熔点共晶产物会发生重熔，nｂ元素向周围枝晶间区域和枝晶干扩散，同时γ″析出相会优先在共晶产物附近析出，进而在枝晶间区域大量析出；在多层沉积过程中，底部沉积层在热循环作用下，开始在枝晶干区域析出γ″相，而枝晶间区域中的γ″相在热循环作用下其尺寸不断长大，最终导致沉积层中γ″析出相在枝晶间和枝晶干中出现尺寸不均匀分布的现象，如图6d所示。

作为典型的有害相，Laves相中的nｂ含量为10％～30％（质量分数），远高于nｂ在γ基体中的含量［11］。由于Laves相主要产生于枝晶间区域的最后凝固阶段，Lam过程中的局部冷却速率对Laves相的含量、尺寸以及形貌有显著影响。

当局部冷却速率较大时，nｂ元素的偏析时间较短，形成的Laves相尺寸较小，含量也较低；当局部冷却速率降低时，nｂ元素便有充分的时间进行偏析，形成的Laves相尺寸更大、含量更高［37］。此外，在沉积层的中下部，柱状晶大多能够多层外延生长，枝晶间可形成长链状的Laves相；但在沉积层顶部的等轴晶区域，枝晶间形成的Laves相多呈细小分散的“岛状”［36⁃37］。为了减少Laves有害相的析出，可通过优化Lam工艺参数来调控Laves相含量。Parimi等［39］发现，激光功率较低时，形成的Laves相尺寸为1～2μm；而激光功率较高时，形成的Laves相尺寸可增加数十倍，这与ma等［29］的研究结果一致，即Laves相的尺寸和体积分数与能量输入的大小呈正相关。Ｘiao等［12］发现，在其他条件一致的前提下，采用连续加工模式时，nｂ元素的偏析更严重，形成的Laves相更加粗大；采用准连续加工模式时，Laves相则呈细小分散形态。

与Laves相一样，δ相也属于有害的tcP相。在Lam尤其是Lsf过程，由于冷却速率很快且nｂ元素偏析形成了大量Laves相，δ相一般很难形成［1］。但是，在750～1000℃进行热处理时，δ相可在大角晶界（取向差大于15°）处形核，且在900℃时其含量达到最大值［39］。δ相的溶解温度在1010℃左右，当热处理固溶温度超过1000℃时，能溶解大部分Laves相与δ相，释放出更多的nｂ元素形成γ′和γ″强化相，有利于提高试样的力学性能［19］。

2.3晶粒结构

在Lam的inconeL718合金的过程中，移动熔池的热量主要通过基板或沉积层散失，在沉积层与基底之间形成显著的纵向温度梯度。熔池主要以枝晶/胞晶方式凝固，在纵向温度梯度的辅助作用下，形成典型的跨越多个沉积层的柱状晶结构［40］。对于fcc合金而言，晶粒生长规律主要与局部热流方向和fcc基体的〈001〉择优生长方向有关。通常，晶粒在平行或近似平行最大热流方向的其中一个〈001〉方向能够快速生长，导致大部分柱状晶粒拥有一个共同的〈001〉晶体学取向，形成典型的凝固织构［41］。

因此，熔池几何形状会对晶粒生长规律产生显著影响［2］。在Lam过程中，通过调控工艺参数（如激光功率、离焦量、束斑直径、扫描速率、基板预热温度等）可改变熔池温度场空间分布，从而实现熔池几何形状的调控。如果形成宽而浅的熔池，即熔池宽度与深度的比值很大，如图7a所示，熔池底部附近区域的固液界面近似垂直于沉积方向，晶粒在温度梯度影响下会纵向生长，形成类似于定向凝固的晶粒结构，即大多数晶粒的〈001〉方向近似平行于沉积方向。与之相反，如果形成窄而深的熔池，如图7ｂ所示，由于散热方向垂直于固液界面，晶粒会根据温度梯度调整生长方向，形成类似于激光匙孔（ＫeｙｈoLe）焊缝中的晶粒结构［2］。

基于以上原理，Ｗei等［42］采用有限元模拟预测了扫描策略对Lsf的inconeL718合金中晶粒生长方向的影响规律。

采用单向扫描时，如图８a所示，在每一沉积层中，最大热流方向垂直于熔池固液界面，与扫描方向呈60°夹角；而采用双向扫描时，如图８ｂ所示，最大热流方向在每一沉积层来回交替，导致每一层晶粒生长方向关于沉积方向交替对称。dinda等［41］的实验也得出相同的结果，如图８c所示，利用Lsf单向扫描时，晶粒生长方向几乎都与扫描方向呈60°，形成典型的纤维织构（fiｂerteｘture）；当采用双向扫描时，如图８d所示，相邻两沉积层中枝晶生长方向近似垂直且关于沉积方向对称，产生逐渐粗化的“之”字形晶粒结构，最终获得立方织构（cuｂicteｘture）。

采用sLm工艺制备的inconeL718合金往往会形成平行于沉积方向的条带状晶粒和典型的立方织构［43］。由图9a、ｂ可知，对于大部分晶粒，扫描方向平行于［001］，沉积方向（Ｂd）和侧向（td）分别平行于［110］和［110］。这种晶粒结构与熔池形状和枝晶生长方式密切相关，其形成规律可以用图9c来表示，合理控制sLm工艺可形成窄而深的熔池。在远离熔池中心线区域，枝晶垂直于熔池界面生长，与沉积方向呈约45°夹角（区域a）；而熔池中心线附近区域，熔池边界与沉积方向垂直，可获得平行于沉积方向生长的枝晶，并且在相邻层的重熔过程满足外延生长的条件，可发展成多层外延的柱状晶（区域Ｂ）。因此，最终形成条带状分布的晶粒结构和立方织构，这种现象在sLm的316L不锈钢中也普遍存在［44］。

另外，通过调控工艺参数改变熔池形貌可以获得梯度分布的晶粒结构。如图10a所示，PoPovicｈ等［45］分别设置功率250Ｗ、扫描速率700mm/s（区域c）和功率950Ｗ、扫描速率320mm/s（区域d）来调控熔池几何形状，获得了梯度分布的晶粒结构（图10d）。在区域c中，窄而深的熔池（图10ｂ）导致了取向随机且尺寸细小的等轴晶形成，而区域d中宽而浅的熔池（图10c）中形成了沿着沉积方向生长的柱状晶。由此可见，合理调控Lam工艺参数，可以实现梯度晶粒结构和异质结构金属材料的定制化设计。

2.4残余应力与微观缺陷

在Lam层沉积过程中会产生大量残余应力，其主要来源［2，26］：（1）温度梯度：局部加热与冷却引起高的温度梯度是产生残余应力的重要因素；（2）热膨胀：inconeL718合金的热膨胀系数约为1×10⁵Ｋ^－1，温度急剧升高与降低过程会导致热应变超过合金的弹性应变极限（基板与沉积层的热膨胀系数不一致也导致残余应力的产生）。图11展示了激光增材制造inconeL718高温合金中残余应力的分布特征。从宏观层面来说，Lam过程的快速升温与冷却会导致热应力与凝固收缩现象产生。图11a、ｂ分别展示了采用Lsf与sLm工艺制备inconeL718合金时残余应力的宏观分布。从图11a中不难看出，对于Lsf多层沉积后，部分重熔与热累积效应，导致在沉积层顶端沿着扫描方向会产生巨大拉应力，而在基板热影响区中则会产生巨大压应力；沿着侧向，相邻沉积层之间存在残余拉应力和压应力交替出现的现象，这是由相邻沉积层间的凝固收缩引起的；当沿着沉积方向时，残余应力在沉积层和基板热影响区中都以压应力为主［46］。对于sLm工艺［47］，从图11ｂ中可以看出，其残余应力分布与Lsf工艺的略有差异，尤其是沿着扫描方向和侧向的应力分布，这可能与两种工艺参数的差异有关。从微观层面看，局部残余应力超过合金的屈服强度，从而导致局部产生塑性变形和位错。由于inconeL718合金在Lam过程中主要以枝晶生长方式凝固成型，枝晶间区域作为最后凝固阶段，凝固收缩应力与枝晶间析出相析出的相变应力相互叠加使得枝晶间区域往往存在高密度位错（图11c）和残余应力，而且相邻枝晶之间形成了局部取向差甚至小角晶界（图11d）［4８］。

Lam过程产生的残余拉应力会对合金的疲劳持久性能以及耐蚀性等产生不利影响，还可能导致热裂纹的形成。为了降低残余应力，多采用工艺参数调控［49］和基板预热［50］等方法，尽管这些方法在一定程度上能降低残余应力，但无法完全消除残余拉应力。因此，还需通过一定的后处理工艺，改变合金中残余应力的分布状态，提高合金的力学性能。如图11e所示，Lesｙｋ等［51］分别研究了滚磨光整（ＢarreLfinis⁃ｈing，Ｂf）、超声喷丸（uLtrasonicsｈotPeening，usP）、超声冲击（uLtrasonicimPacttreatment，uit）和喷丸处理（sｈotPee⁃ning，sP）对沉积态（as⁃ｂuiLt）inconeL718合金的残余应力分布的调控，可以看到这些表面处理技术都可以使残余拉应力转变为残余压应力，但各技术产生的残余压应力幅值和影响深度有所不同。此外，与以上几种表面处理技术相比，激光冲击强化（LasersｈocｋPeening，LsP）能够更有效地增大残余压应力的幅值和影响深度，提高合金的力学性能［52］。

3、激光增材制造inconeL718高温合金的力学性能

3.1拉伸性能

前已述及，与传统铸造或锻造工艺相比，Lam的inconeL718合金在显微组织结构方面具有显著差异，因而其力学性能与传统铸态或锻造态也有所不同。大量研究表明，采用Lam技术制备的试样，在室温下进行拉伸测试时，其强度和延展性都介于铸件与锻件之间，如图12所示。与铸件相比，Lam是一个快速加热与冷却的过程，因此得到的晶粒尺寸更加细小，强度也更高；而与锻件相比，Lam试样中较高的孔隙率以及较低的γ′、γ″强化相含量则是其强度低于锻件的主要原因。同时，不同Lam工艺得到的试样，其性能也会有所差异。相比于Lsf技术，sLm加工过程的激光扫描速率更大，试样的晶粒尺寸更加细小，因此其抗拉强度和屈服强度更高。

由于Lam试样中存在显著的织构以及大尺寸的柱状晶粒结构，其力学性能表现出各向异性。当拉伸测试的加载方向沿着沉积方向时，试样的屈服强度和抗拉强度更低，延展性更高；而当拉伸加载方向垂直于沉积方向时，则会得到相反的结论［53］。Liu等［54］发现，试样力学性能的各向异性与泰勒因子（taｙLorfactor）的大小相关。晶粒在变形过程中的相对强度通常和它们的泰勒因子有关，相对较软的晶粒具有较小的泰勒因子；而测得的泰勒因子越大，表明其变形抗力越大。因此通过计算试样不同方向上泰勒因子的大小，可以在一定程度上反映材料的各向异性。

Lam制备的inconeL718合金的强度也与强化相γ′和γ″的析出行为有关。由2.2节可知，在多层沉积过程中，下层沉积层由于受到多次循环热处理而析出了密度更高、尺寸更大的γ′和γ″强化相，但顶部区域在快速凝固过程中没有析出γ′和γ″强化相，所以样品中下部区域强度更高。另一方面，Laves有害相对试样的力学性能有显著影响。当Laves相含量较高时，形成γ″强化相所需的nｂ含量不足，试样的强度较低。此外，在热累积和复杂温度场的影响下，Laves相在样品不同沉积层的分布及形貌也不同，这也会导致强度及延展性分布不均匀［36］。

孔隙等凝固缺陷也会对试样的力学性能产生不良影响。Ｚｈao等［55］将ga粉末改为PreP粉末，降低了样品中的孔隙率，从而提高了合金的强度。ma等［29］发现，保持其他条件不变而降低输入的能量密度，会导致孔隙率的增加，使合金的力学性能变差。

3.2硬度

与拉伸性能一样，试样的硬度也受到Lam工艺类型的影响。与Lsf相比，sLm样品中的枝晶/胞晶组织更加细小，因此硬度也更高。然而，不同于拉伸性能的各向异性，在平行或垂直于沉积方向的硬度值差异很小。Ｚｈang等［6８］发现沿着沉积方向，试样的硬度均匀分布在300Ｈv左右。而有一些研究表明，受加工参数影响，硬度在不同高度上可能存在不均匀分布。例如，Li等［69］发现，Lam试样中、下部硬度相当，分别为3８5Ｈv、3８1Ｈv，但在顶部区域则为29８Ｈv，这与γ′和γ″强化相的吸储行为有关。

同样地，Lam工艺参数（如扫描策略、输入能量等）也对试样硬度有显著影响。stevens等［70］发现，nｂ元素偏析随着激光功率的增加而加重，使得Laves相的含量增加，强化相γ″中nｂ含量降低，从而使试样硬度降低。amirJan等［71］发现，保持其他条件不变，采用连续扫描时，得到的组织更加细小，强化相含量和硬度值更高；而采用“岛状”扫描时，能够释放更多的残余应力，从而使试样硬度降低。

4、结语与展望

相较于传统铸造、锻造技术，Lam技术因其自由设计、近净成型等独特优势，在制备inconeL718高温合金复杂精密零件方面具有广泛的应用前景。鉴于采用Lam技术的材料内部组织结构表现出与工艺参数密切相关的跨尺度特性，且决定了材料的宏观力学性能，构建“工艺参数⁃显微组织结构⁃力学性能”本构关系，是实现inconeL718合金的控型控性增材制造的基础。

Lam的inconeL718材料中往往出现多级分层结构，如熔合线、晶界、小角晶界、枝晶/胞晶、元素偏析、位错、析出相等，这些组织结构对力学性能产生重要影响。Lam的快速冷却过程导致inconeL718合金的凝固组织以枝晶或胞晶生长为主，且其尺寸与激光能量密度呈线性正相关。凝固枝晶/胞晶的竞争生长往往导致显著的大尺寸柱状晶粒和织构的形成，引发合金力学性能的各向异性。为此，借助其他技术手段，如利用原位超声处理细化晶粒［72］或增加辅助热源［73］调控温度场分布，抑制柱状晶生长，从而能够实现inconeL718高温合金力学性能的均匀性。此外，γ″和γ′相组成元素在枝晶/胞晶间区域偏析，使得枝晶间产生Laves相和mc碳化物等共晶产物，在层层累积的热循环影响下不断发生固态相变。固态相变应力与热应力叠加导致最终形成的材料内部存在较大的残余拉应力，对其持久性能不利，因而对于Lam制备的inconeL718合金，还需要对其应力状态进行调控，比如利用激光冲击强化等先进表面处理技术改善合金表层的应力状态，从而实现合金力学性能的有效提升。总之，必须从显微组织结构的形成和演化规律入手，结合Lam工艺参数调控和后处理技术，实现inconeL718合金的高质量增材制造。

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杨浩，2019年6月毕业于攀枝花学院，获得工学学士学位。现为长安大学材料科学与工程学院硕士研究生，在郝建民教授及李尧博士的指导下进行研究。目前主要研究领域为激光增材制造镍基高温合金。

李尧，长安大学材料科学与工程学院讲师，硕士研究生导师。201８年6月获得西安交通大学材料科学与工程专业博士学位。近年来主要从事高能束（激光和电子束）焊接/增材制造镍基高温合金和难熔金属间化合物的显微组织与力学性能本构关系的研究，同时致力于同步辐射先进表征技术在材料学科的应用与软件开发。目前在国外学术刊物上发表sci论文20余篇，包括naturecommunications，additivemanufacturing，aPPLiedPｈｙsics

Letters，materiaLs＆design等国际知名期刊，其中一篇入选esi高被引论文。此外，获得已授权计算机软件著作权2项。